回火
回火是工件淬硬後加熱到AC1以下的某一溫度，保溫一定時間，然後冷卻到室溫的熱處理工藝。回火一般緊接著淬火進行，其目的是：
(a)消除工件淬火時產生的殘留應力，防止變形和開裂；
(b)調整工件的硬度、強度、塑性和韌性，達到使用效能要求；
(c)穩定組織與尺寸，保證精度；
(d)改善和提高加工效能。因此，回火是工件獲得所需效能的最後一道重要工序。
按回火溫度範圍，回火可分為低溫回火、中溫回火和高溫回火。
(1)低溫回火
工件在250℃以下進行的回火。目的是保持淬火工件高的硬度和耐磨性，降低淬火殘留應力和脆性。回火後得到回火馬氏體，指淬火馬氏體低溫回火時得到的組織。力學效能：58～64HRC，高的硬度和耐磨性。應用範圍：刃具、量具、模具、滾動軸承、滲碳及表面淬火的零件等。
(2)中溫回火
工件在250～500 ℃之間進行的回火。目的是得到較高的彈性和屈服點，適當的韌性。 預先熱處理
回火後得到回火託氏體，指馬氏體回火時形成的鐵素體基體內分佈著極其細小球狀碳化物（或滲碳體）的復相組織。力學效能：35～50HRC，較高的彈性極限、屈服點和一定的韌性。應用範圍：彈簧、鍛模、衝擊工具等。
(3)高溫回火
工件500℃以上進行的回火。目的是得到強度、塑性和韌性都較好的綜合力學效能。 回火後得到回火索氏體，指馬氏體回火時形成的鐵素體基體內分佈著細小球狀碳化物（包括滲碳體）的復相組織。力學效能：200～350HBS，較好的綜合力學效能。應用範圍：廣泛用於各種較重要的受力結構件，如連桿、螺栓、齒輪及軸類零件等。工件淬火併高溫回火的複合熱處理工藝稱為調質。調質不僅作最終熱處理，也可作一些精密零件或感應淬火件預先熱處理。
45鋼正火和調質後效能比較見下表所示。
45鋼(φ20mm～φ40mm)正火和調質後效能比較
熱處理方法 力學效能 力學效能 力學效能 力學效能 組織
正火 700～800 15～20 40～64 163～220 索氏體+鐵素體
調質 750～850 20～25 64～96 210～250 回火索氏體
鋼淬火後在300℃左右回火時，易產生不可逆回火脆性，為避免它，一般不在250～350℃ 範圍內回火。含鉻、鎳、錳等元素的合金鋼淬火後在500～650℃回火，緩冷易產生可逆回火脆性，為防止它，小零件可採用回火時快冷；大零件可選用含鎢或鉬的合金鋼。
將淬火成馬氏體的鋼加熱到臨界點A1以下某個溫度，保溫適當時間，再冷到室溫的一種熱處理工藝。回火的目的在於消除淬火應力，使鋼的組織轉變為相對穩定狀態。在不降低或適當降低鋼的硬度和強度的條件下改善鋼的塑性和韌性，以獲得所希望的效能。中碳和高碳鋼淬火後通常硬度很高，但很脆，一般需經回火處理才能使用。鋼中的淬火馬氏體，是碳在α-Fe中的過飽和固溶體,具有體心正方結構，其正方度c/a隨含碳量的增加而增大(c/a=1+0.045wt％C)。馬氏體組織在熱力學上是不穩定的，有向穩定組織過渡的趨勢。許多鋼淬火後還有一定量的殘留奧氏體，也是不穩定的，回火過程中將發生轉變。因此，回火過程本質上是在一定溫度範圍內加熱粹火鋼，使鋼中的熱力學不穩定組織結構向穩定狀態過渡的複雜轉變過程。轉變的內容和形式則視淬火鋼的化學成分和組織，以及加熱溫度而有所不同（見馬氏體相變）。
碳鋼的回火過程
淬火碳鋼回火過程中的組織轉變對於各種鋼來說都有代表性。回火過程包括馬氏體分解，碳化物的析出、轉化、聚集和長大，鐵素體回覆和再結晶，殘留奧氏體分解等四類反應。低、中碳鋼回火過程中的轉變示意地歸納在圖1中。根據它們的反應溫度，可描述為相互交疊的四個階段。
第一階段回火（250℃以下） 馬氏體在室溫是不穩定的,填隙的碳原子可以在馬氏體內進行緩慢的移動,產生某種程度的碳偏聚。隨著回火溫度的升高，馬氏體開始分解,在中、高碳鋼中沉澱出ε-碳化物，馬氏體的正方度減小。高碳鋼在 50～100℃回火後觀察到的硬度增高現象，就是由於ε-碳化物在馬氏體中產生沉澱硬化的結果（見脫溶）。 ε-碳化物具有密排六方結構，呈狹條狀或細棒狀，和基體有一定的取向關係。初生的ε-碳化物很可能和基體保持共格。在250℃回火後，馬氏體內仍保持含碳約0.25％。含碳低於 0.2％的馬氏體在200℃以下回火時不發生ε-碳化物沉澱，只有碳的偏聚，而在更高的溫度回火則直接分解出滲碳體。
第二階段回火(200～300℃) 殘留奧氏體轉變。回火到200～300℃的溫度範圍，淬火鋼中原來沒有完全轉變的殘留奧氏體，此時將會發生分解，形成貝氏體組織。在中碳和高碳鋼中這個轉變比較明顯。含碳低於 0.4％的碳鋼和低合金鋼，由於殘留奧氏體量很少，所以這一轉變基本上可以忽略不計。
第三階段回火(200～350℃) 馬氏體分解完成,正方度消失。ε-碳化物轉化為滲碳體 (Fe3C)。這一轉化是透過 ε-碳化物的溶解和滲碳體重新形核長大方式進行的。最初形成的滲碳體和基體保持嚴格的取向關係。滲碳體往往在ε-碳化物和基體的介面上、馬氏體介面上、高碳馬氏體片中的孿晶界上和原始奧氏體晶粒界上形核（圖3）。形成的滲碳體開始時呈薄膜狀，然後逐漸球化成為顆粒狀的Fe3C。
第四階段回火(350～700℃) 滲碳體球化和長大,鐵素體回覆和再結晶。滲碳體從400℃開始球化，600℃以後發生集聚性長大。過程進行中，較小的滲碳體顆粒溶於基體，而將碳輸送給選擇生長的較大顆粒。位於馬氏體晶界和原始奧氏體晶粒間界上的碳化物顆粒球化和長大的速度最快，因為在這些區域擴散容易得多。鐵素體在350～600℃發生回覆過程。此時在低碳和中碳鋼中，板條馬氏體的板條內和板條界上的位錯透過合併和重新排列，使位錯密度顯著降低，並形成和原馬氏體內板條束密切關聯的長條狀鐵素體晶粒。原始馬氏體板條界可保持穩定到600℃；在高碳鋼中,針狀馬氏體內孿晶消失而形成的鐵素體，此時也仍然保持其針狀形貌。在600～700℃間鐵素體內發生明顯的再結晶，形成了等軸鐵素體晶粒。此後，Fe3C顆粒不斷變粗，鐵素體晶粒逐漸長大。
回火
回火是工件淬硬後加熱到AC1以下的某一溫度，保溫一定時間，然後冷卻到室溫的熱處理工藝。回火一般緊接著淬火進行，其目的是：
(a)消除工件淬火時產生的殘留應力，防止變形和開裂；
(b)調整工件的硬度、強度、塑性和韌性，達到使用效能要求；
(c)穩定組織與尺寸，保證精度；
(d)改善和提高加工效能。因此，回火是工件獲得所需效能的最後一道重要工序。
按回火溫度範圍，回火可分為低溫回火、中溫回火和高溫回火。
(1)低溫回火
工件在250℃以下進行的回火。目的是保持淬火工件高的硬度和耐磨性，降低淬火殘留應力和脆性。回火後得到回火馬氏體，指淬火馬氏體低溫回火時得到的組織。力學效能：58～64HRC，高的硬度和耐磨性。應用範圍：刃具、量具、模具、滾動軸承、滲碳及表面淬火的零件等。
(2)中溫回火
工件在250～500 ℃之間進行的回火。目的是得到較高的彈性和屈服點，適當的韌性。 預先熱處理
回火後得到回火託氏體，指馬氏體回火時形成的鐵素體基體內分佈著極其細小球狀碳化物（或滲碳體）的復相組織。力學效能：35～50HRC，較高的彈性極限、屈服點和一定的韌性。應用範圍：彈簧、鍛模、衝擊工具等。
(3)高溫回火
工件500℃以上進行的回火。目的是得到強度、塑性和韌性都較好的綜合力學效能。 回火後得到回火索氏體，指馬氏體回火時形成的鐵素體基體內分佈著細小球狀碳化物（包括滲碳體）的復相組織。力學效能：200～350HBS，較好的綜合力學效能。應用範圍：廣泛用於各種較重要的受力結構件，如連桿、螺栓、齒輪及軸類零件等。工件淬火併高溫回火的複合熱處理工藝稱為調質。調質不僅作最終熱處理，也可作一些精密零件或感應淬火件預先熱處理。
45鋼正火和調質後效能比較見下表所示。
45鋼(φ20mm～φ40mm)正火和調質後效能比較
熱處理方法 力學效能 力學效能 力學效能 力學效能 組織
正火 700～800 15～20 40～64 163～220 索氏體+鐵素體
調質 750～850 20～25 64～96 210～250 回火索氏體
鋼淬火後在300℃左右回火時，易產生不可逆回火脆性，為避免它，一般不在250～350℃ 範圍內回火。含鉻、鎳、錳等元素的合金鋼淬火後在500～650℃回火，緩冷易產生可逆回火脆性，為防止它，小零件可採用回火時快冷；大零件可選用含鎢或鉬的合金鋼。
將淬火成馬氏體的鋼加熱到臨界點A1以下某個溫度，保溫適當時間，再冷到室溫的一種熱處理工藝。回火的目的在於消除淬火應力，使鋼的組織轉變為相對穩定狀態。在不降低或適當降低鋼的硬度和強度的條件下改善鋼的塑性和韌性，以獲得所希望的效能。中碳和高碳鋼淬火後通常硬度很高，但很脆，一般需經回火處理才能使用。鋼中的淬火馬氏體，是碳在α-Fe中的過飽和固溶體,具有體心正方結構，其正方度c/a隨含碳量的增加而增大(c/a=1+0.045wt％C)。馬氏體組織在熱力學上是不穩定的，有向穩定組織過渡的趨勢。許多鋼淬火後還有一定量的殘留奧氏體，也是不穩定的，回火過程中將發生轉變。因此，回火過程本質上是在一定溫度範圍內加熱粹火鋼，使鋼中的熱力學不穩定組織結構向穩定狀態過渡的複雜轉變過程。轉變的內容和形式則視淬火鋼的化學成分和組織，以及加熱溫度而有所不同（見馬氏體相變）。
碳鋼的回火過程
淬火碳鋼回火過程中的組織轉變對於各種鋼來說都有代表性。回火過程包括馬氏體分解，碳化物的析出、轉化、聚集和長大，鐵素體回覆和再結晶，殘留奧氏體分解等四類反應。低、中碳鋼回火過程中的轉變示意地歸納在圖1中。根據它們的反應溫度，可描述為相互交疊的四個階段。
第一階段回火（250℃以下） 馬氏體在室溫是不穩定的,填隙的碳原子可以在馬氏體內進行緩慢的移動,產生某種程度的碳偏聚。隨著回火溫度的升高，馬氏體開始分解,在中、高碳鋼中沉澱出ε-碳化物，馬氏體的正方度減小。高碳鋼在 50～100℃回火後觀察到的硬度增高現象，就是由於ε-碳化物在馬氏體中產生沉澱硬化的結果（見脫溶）。 ε-碳化物具有密排六方結構，呈狹條狀或細棒狀，和基體有一定的取向關係。初生的ε-碳化物很可能和基體保持共格。在250℃回火後，馬氏體內仍保持含碳約0.25％。含碳低於 0.2％的馬氏體在200℃以下回火時不發生ε-碳化物沉澱，只有碳的偏聚，而在更高的溫度回火則直接分解出滲碳體。
第二階段回火(200～300℃) 殘留奧氏體轉變。回火到200～300℃的溫度範圍，淬火鋼中原來沒有完全轉變的殘留奧氏體，此時將會發生分解，形成貝氏體組織。在中碳和高碳鋼中這個轉變比較明顯。含碳低於 0.4％的碳鋼和低合金鋼，由於殘留奧氏體量很少，所以這一轉變基本上可以忽略不計。
第三階段回火(200～350℃) 馬氏體分解完成,正方度消失。ε-碳化物轉化為滲碳體 (Fe3C)。這一轉化是透過 ε-碳化物的溶解和滲碳體重新形核長大方式進行的。最初形成的滲碳體和基體保持嚴格的取向關係。滲碳體往往在ε-碳化物和基體的介面上、馬氏體介面上、高碳馬氏體片中的孿晶界上和原始奧氏體晶粒界上形核（圖3）。形成的滲碳體開始時呈薄膜狀，然後逐漸球化成為顆粒狀的Fe3C。
第四階段回火(350～700℃) 滲碳體球化和長大,鐵素體回覆和再結晶。滲碳體從400℃開始球化，600℃以後發生集聚性長大。過程進行中，較小的滲碳體顆粒溶於基體，而將碳輸送給選擇生長的較大顆粒。位於馬氏體晶界和原始奧氏體晶粒間界上的碳化物顆粒球化和長大的速度最快，因為在這些區域擴散容易得多。鐵素體在350～600℃發生回覆過程。此時在低碳和中碳鋼中，板條馬氏體的板條內和板條界上的位錯透過合併和重新排列，使位錯密度顯著降低，並形成和原馬氏體內板條束密切關聯的長條狀鐵素體晶粒。原始馬氏體板條界可保持穩定到600℃；在高碳鋼中,針狀馬氏體內孿晶消失而形成的鐵素體，此時也仍然保持其針狀形貌。在600～700℃間鐵素體內發生明顯的再結晶，形成了等軸鐵素體晶粒。此後，Fe3C顆粒不斷變粗，鐵素體晶粒逐漸長大。